JPH0588295B2 - - Google Patents
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
（発明の利用分野）
本発明は耐応力腐食割れ性に優れたAl合金に
関する。 （発明の背景） Al合金の中でもJISまたはAA規格の2000番に
属するAl−Cu合金および7000番に属するAl−Zn
−Mg（−Cu）合金等の熱処理型高力Al合金と、
5000番に属しMgを3.5％以上含有する非熱処理型
高Mg含有Al合金においては、ハロゲンもしくは
水素原子が存在するような腐食環境下において、
引張応力が働いている場合にはAl合金の耐力よ
りも低い応力レベルでも応力と腐食の相互作用に
より、亀裂が生じ、その亀裂が進展することによ
り破壊が起る、いわゆる応力腐食割れを発生す
る。ここで応力腐食割れを避ける、あるいは起り
難くするための実用上の研究は数多く行われてお
り、成分、製造方法および熱処理条件等の適正化
を図りつつ、これらを単独あるいは組合わせて少
しでも応力腐食割れ感受性を弱める努力が続けら
れている。 例えば成分的には、Mn，Cr，Zr，Ｖ等の遷移
元素の添加により、再結晶を抑制し、熱間加工と
の組合せにより繊維組織としやすいことで耐応力
腐食割れ性を改善することができる。そのため、
実用合金にはこれらの元素が少なくとも一種以上
添加されているものが多い。 一方、製造条件の面からは、主として鋳塊の均
熱から溶体化処理前までの熱間加工、中間焼鈍お
よび冷間加工に対してそれぞれ適切な条件を組合
わせることにより、主として遷移元素の晶析出物
挙動をコントロールすることによりAl合金を繊
維組織にして耐応力腐食割れ性を改善している。
また熱処理条件としては、多少強度的には犠牲に
なるものの、徐冷焼入れや過時効処理（T7処理）
によつて、あるいは加工熱処理（TMT処理）等
により耐応力腐食割れ性の改善を図つているのが
現状である。 しかし現状ではこれらの耐応力腐食割れに関す
る研究開発にもかかわらず応力腐食割れは生じて
いる。 このため、これらの材料を使用するにあたつて
は、使用環境および負荷応力レベルを考慮する必
要がある。現実には使用環境を変えることは困難
であるため、応力腐食割れの発生要因である応力
を低レベルにして使用している。使用応力を低レ
ベルにするためには外力条件が一定である場合に
は板厚を厚くすることでしか対応できない。その
ため使用Al合金材料が沢山必要であるという不
経済が生じている。一方、Al合金材料には外部
応力以外にも、材料製造時、および加工組立て時
に生じる残留応力があるため、Al合金の板厚を
厚くして外部応力の応力レベルを下げても残留応
力に起因した応力腐食割れが生じることがあり、
現状のAl合金では完全に応力腐食割れを防げな
いという問題点がある。 （発明の目的） 本発明の目的は耐応力腐食割れ性に優れたAl
合金を提供するにある。 （発明の概要） 本発明は、直径が0.1〜5μm、長さが1.5〜
300μmでアスペクト比（繊維の長さ／直径）10〜
300である無機質の短繊維を合計で体積分率３〜
40％の割合で配合したことを特徴とする耐応力腐
食割れ性に優れたハロゲンもしくは水素原子が存
在する腐食環境下用Al合金である。 Al合金中に無機質からなる短繊維の一種もし
くは二種以上を配合した理由についてのべる。 Al合金の応力腐食割れはほとんどの場合粒界
割れであり、これを阻止するためには粒界での亀
裂の発生もしくは伝播を抑制すれば良いことにな
る。 そこで、無機質の短繊維をAl合金マトリツク
ス中に添加することにより、粒界での亀裂の発生
および伝播、とりわけ伝播を阻止することが可能
であることを見出した。 すなわち微細な無機質の短繊維をランダムな形
態でAl合金中に添加し、この短繊維が最終製品
のAl合金の粒界を横切るように存在させること
により、粒界を強化すると同時に、亀裂の発生お
よび伝播を抑制する働きが出るのである。とりわ
け亀裂の伝播に関しては、短繊維の表面で進展し
てきた亀裂を阻止すると同時に、応力集中を繊維
方向に分散させることにより、その後の伝播を抑
制することができる。またこのとき添加する無機
質からなる短繊維は上記の短繊維の応力腐食割れ
防止メカニズムから必ずしも一種類である必要は
ないことから一種もしくは二種以上とした。ここ
で無機質の短繊維としては、Ｃ，SiC，Si3N4，
Al2O3，Ｂ，B4Ｃ，ZrO2などからなる短繊維があ
る。 添加する短繊維を限定した理由についてのべ
る。 直径を0.1〜5μmとしたのは、直径が0.1μmより
細いと製造上短繊維を均一にマトリツクス中に分
散させることが困難になると同時に、Alとの反
応による繊維の劣化の影響が大きく現われること
になるので好ましくないからである。また、5μm
以上に太くなると添加の割に比して繊維の個数が
少なくなり、粒界を横切る繊維の数が少なくな
り、不安定破壊につながるような亀裂の発生に対
する抑制効果が小さくなる。したがつて、短繊維
の直径としては0.1〜5μmとした。長さを1.5〜
300μmとしたのは、短繊維の長さが1.5μm以下で
は繊維としての強化のメリツトが少なくなり、逆
に300μm以上では長すぎて取扱いにくくなり、製
造上支障をきたすと同時に製造時に繊維の切断も
おきやすく、長くするメリツトがなくなることに
よる。 アスペクト比（繊維長さ／繊維直径）を10〜
300としたのは、アスペクト比が10より小さいと
応力伝達が悪くなり、繊維強化のメリツトが少な
くなると同時に亀裂先端の応力集中を繊維方向に
緩和することが不可能になる。また、300以上と
なると繊維のからみ合いがひどくなり、繊維の添
加混合に際して支障をきたすようになることによ
る。 Al合金中の短繊維の体積分率を３〜40％と限
定した理由についてのべる。 短繊維の添加量は体積分率で３％以下では粒界
を横切る繊維量が少なく、臨界サイズ以上の亀裂
の発生および伝播に対する抑制効果が無い。ま
た、40％を越えると均一の添加が困難になると同
時に最終製品としてのAl合金の加工性が悪くな
る。 また添加される繊維量が多くなるため繊維同志
が接する部位が多くなり強化に対して繊維が却つ
て悪影響をおよぼすようになるので好ましくない
ことによる。 ここで本発明の耐応力腐食割れ性に優れたAl
合金の製造方法についてのべる。 短繊維の添加方法についてはいくつかの方法が
ある。溶湯含浸法は短繊維をあらかじめ圧縮成形
してプリフオームを作製しておき、これにAl合
金浴湯を高圧下で含浸させる方法で、簡便であり
最も良く利用される。圧力のかけ方はプリフオー
ムを設置したダイス中にAl合金浴湯を入れ、ポ
ンチで加圧する加圧凝固法（浴湯鍛造法）と、プ
リフオームとAl合金塊をカプセルに挿入して真
空下で熱間静水圧プレス（HIP）で等方的に加圧
する方法などがある。しかしこの方法では体積分
率の低い製品を作ることが難かしい。一方粉末法
はAl合金粉末と短繊維をあらかじめ均一に混合
した後、圧粉し、HOT PRESSもしくはHIPで
固化成形する方法である。この場合マトリツクス
となるAl合金の固相温度域で固化成形すると繊
維がAl合金粉末の境界（界面）に存在すること
が多く、粒界を横切つて混入させることが難しい
ので固液２相共存温度域もしくは液相温度域で加
圧、成形することが望ましい。 固相温度域で固化成形する場合にはその後の押
出・圧延鋳造法の塑性加工によりAl合金粉末に
塑性変形を与えて繊維の分散化を図ると同時に塑
性加工後の焼鈍によりAl合金の再結晶を起こさ
せ繊維が結晶粒界を横切つて存在させることが効
果的である。 さらに浴湯中に短繊維を直接混入する方法もあ
る。この場合繊維量を大量に混入させることは難
しく、また繊維を均一に分散させることも難しい
ので体積分率の低い場合に適している。 ［実施例 １］ 短繊維添加Al合金の製造は、第１に、第１表
に示すような成分のAA7001合金を窒素ガス雰囲
気中でアトマイズして−350メツシユのAl合金粉
末を得る。次にこの粉末を第２表に示すような実
施例であるアスペクト比60〜214の短繊維を所定
量均一混合し、その他比較例として、アスペクト
比1.5〜1.7，670〜1250の短繊維を混合し圧粉し
た後、HIPで100φ×200のビレツトを作製し
た。最後にこのビレツトを通常の方法により20φ
に熱間押出した後、7001合金で標準のT6処理を
施した。 実験方法では、これよりＣ−ring形状に切出し
加工を行ない、ステンレス鋼製ボルト、ナツトで
締めつけることにより30Kg／mm2、40Kg／mm2の所定
の応力を負荷した。この試験片を100℃の36g／
CrO3−20g／ K2Cr2O7−3g／ NaClの
クロム酸水溶液中で応力腐食割れに対する促進試
験を行なつた。 結果を第３表に示す。３表から明らかなように
本発明で求めたアスペクト比10〜300の繊維を含
有する材料は比較例のアスペクト比の材料と比較
し応力腐食割れに極めて大きな効果を持つことが
わかる。 ［実施例 ２］ 試験材料は、市販のSiCウイスカより70φ×100
の成形体（気孔率80％）を作製し浴湯鍛造法に
より重量％で約23％のSiCウイスカを含有するAl
合金を作製した。マトリツクスとなるAl合金の
成分は第４表のNo.24〜26に示す通りでAA7001，
JIS7075，AA7178のAl合金である通常の溶製法
で作製したものである。SiCウイスカを含む実施
例の成分は第４表のNo.21〜No.23に示す通りであ
る。 作製した各種Al合金は通常の方法により20φに
熱間押出し、それぞれの成分に適した熱処理条件
下でT6処理を施した。実験方法はこれからＣ−
ring形状に切出し加工を行ない、ステンレス鋼製
ボルト、ナツトで外形を締めつけ、所定の応力を
負荷した後、100℃の36g／ CrO3−30g／
K2Cr2O7−3g／ NaClのクロム酸水溶液中で
応力腐食割れに対する促進試験を行なつた。な
お、比較材としては通常の溶製法で作製したNo.24
〜26のAl合金を同様のT6処理を行ない、同一条
件下で試験した。 結果を第５表に示す。これから明らかなように
SiCウイスカを含むAl合金は試験条件下では全く
応力腐食割れを起こさず、ウイスカを含まない比
較材に比べて著しく耐応力腐食割れ性が改善され
ている。このことから無機質からなる短繊維を
Al合金中に添加することはAl合金の耐応力腐食
割れ性を向上させることが分かる。 ［実施例 ３］ 試験片は、まず第６表に示すNo.35のAA7001相
当のAl合金を窒素ガス雰囲気下でアトマイズし
て合金粉末を得る。次にこれとSiCウイスカを第
６表に示す1.9〜38.0重量％の割合で混合した粉
末を作製する。ここで混合はエチルアルコール中
であらかじめ超音波をかけながらウイスカのから
まりを解きほぐし、この中にAl合金粉末を均一
混合する方法を採用した。その後、乾燥させた混
合粉末を圧粉し、HIPで固液２相共存温度域まで
加熱後500気圧で加圧した後冷却させて70φ×100
のビレツトとした。 このビレツトを常法で20φに熱間押出し、
AA7001合金に対する熱処理条件でT6処理を行な
つた。なお比較材としては溶製法で作製した
AA7001合金を同一条件で押出し熱処理を行なつ
たものを供試材とした。 実験はこれらの供試材よりＣ−ringを作製し、
実施例１と同様にクロム酸促進液による応力腐食
割れ試験を行なつた。結果を第７表に示す。SiC
ウイスカが添加されることにより耐応力腐食割れ
性が改善され、特に10％以上のウイスカを含有す
る場合には試験条件下では全く割れは発生しなか
つた。 No.27のように1.9％と低含有量の場合にも応力
腐食割れに対する改善効果は見られるものの著し
い効果ではない。 ［実施例 ４］ 試験片は、まずJIS5083相当（成分は第８表の
No.41に示す）の鋳塊より窒素ガス雰囲気中でガス
アトマイズすることにより合金粉末を得る。次に
これを実施例２に示したのと同様な製法にて第８
表に示す種々のSiCおよびSi3N4を含有する合金
を作製し、通常の方法にて20φに熱間押出した素
材によりＣ−ringを作製した。 実験方法はこの供試材に所定の応力を負荷した
後、3.5％NaClの水溶液中にて供試材を陽極とし
て40mA／inch2の電流を流す陽分極法にて応力
腐食割れの促進試験を行なつた。比較は、通常の
溶製法で作製したNo.21に示すJIS5083相当合金を
用いて同一条件で行なつた。 結果を第９表に示す。本実施例合金は比較例に
比べて耐応力腐食割れ性が改善されているのが明
らかである。 ［実施例 ５］ 試験片は、まずJIS2024およびJIS7075相当合金
（第10表のNo.50およびNo.51）の鋳塊を窒素雰囲気
中でガスアトマイズして合金粉を作製する。次に
この合金粉と第10表に示す10.1〜20.2％の割合の
SiCおよびSi3N4ウイスカを混合し、HIPによる
固化成形を行なつた後20φに熱間押出した。 実験はそれぞれの合金種に合つたT6処理を施
した後Ｃ−ringを作製し、所定応力を負荷後、
3.5％の食塩水における30日間の交互浸漬法によ
り応力腐食割れの促進試験を行なつた。比較材に
は通常の溶製法により作製したNo.50およびNo.51を
用いた。 結果を第11表に示す。本実施例においては耐応
力腐食割れ性に対する改善効果は顕著である。 （発明の効果） 本発明は以上のように構成したので、耐応力腐
食割れ性の優れたハロゲンもしくは水素原子が存
在する腐食環境下用Al合金が得られる。より具
体的には、例えば、船舶構築材、潜水艦用材、海
洋構造物材などのハロゲンもしくは水素原子が存
在する腐食環境下用耐応力腐食割れ性の優れた
Al合金が得られる。
関する。 （発明の背景） Al合金の中でもJISまたはAA規格の2000番に
属するAl−Cu合金および7000番に属するAl−Zn
−Mg（−Cu）合金等の熱処理型高力Al合金と、
5000番に属しMgを3.5％以上含有する非熱処理型
高Mg含有Al合金においては、ハロゲンもしくは
水素原子が存在するような腐食環境下において、
引張応力が働いている場合にはAl合金の耐力よ
りも低い応力レベルでも応力と腐食の相互作用に
より、亀裂が生じ、その亀裂が進展することによ
り破壊が起る、いわゆる応力腐食割れを発生す
る。ここで応力腐食割れを避ける、あるいは起り
難くするための実用上の研究は数多く行われてお
り、成分、製造方法および熱処理条件等の適正化
を図りつつ、これらを単独あるいは組合わせて少
しでも応力腐食割れ感受性を弱める努力が続けら
れている。 例えば成分的には、Mn，Cr，Zr，Ｖ等の遷移
元素の添加により、再結晶を抑制し、熱間加工と
の組合せにより繊維組織としやすいことで耐応力
腐食割れ性を改善することができる。そのため、
実用合金にはこれらの元素が少なくとも一種以上
添加されているものが多い。 一方、製造条件の面からは、主として鋳塊の均
熱から溶体化処理前までの熱間加工、中間焼鈍お
よび冷間加工に対してそれぞれ適切な条件を組合
わせることにより、主として遷移元素の晶析出物
挙動をコントロールすることによりAl合金を繊
維組織にして耐応力腐食割れ性を改善している。
また熱処理条件としては、多少強度的には犠牲に
なるものの、徐冷焼入れや過時効処理（T7処理）
によつて、あるいは加工熱処理（TMT処理）等
により耐応力腐食割れ性の改善を図つているのが
現状である。 しかし現状ではこれらの耐応力腐食割れに関す
る研究開発にもかかわらず応力腐食割れは生じて
いる。 このため、これらの材料を使用するにあたつて
は、使用環境および負荷応力レベルを考慮する必
要がある。現実には使用環境を変えることは困難
であるため、応力腐食割れの発生要因である応力
を低レベルにして使用している。使用応力を低レ
ベルにするためには外力条件が一定である場合に
は板厚を厚くすることでしか対応できない。その
ため使用Al合金材料が沢山必要であるという不
経済が生じている。一方、Al合金材料には外部
応力以外にも、材料製造時、および加工組立て時
に生じる残留応力があるため、Al合金の板厚を
厚くして外部応力の応力レベルを下げても残留応
力に起因した応力腐食割れが生じることがあり、
現状のAl合金では完全に応力腐食割れを防げな
いという問題点がある。 （発明の目的） 本発明の目的は耐応力腐食割れ性に優れたAl
合金を提供するにある。 （発明の概要） 本発明は、直径が0.1〜5μm、長さが1.5〜
300μmでアスペクト比（繊維の長さ／直径）10〜
300である無機質の短繊維を合計で体積分率３〜
40％の割合で配合したことを特徴とする耐応力腐
食割れ性に優れたハロゲンもしくは水素原子が存
在する腐食環境下用Al合金である。 Al合金中に無機質からなる短繊維の一種もし
くは二種以上を配合した理由についてのべる。 Al合金の応力腐食割れはほとんどの場合粒界
割れであり、これを阻止するためには粒界での亀
裂の発生もしくは伝播を抑制すれば良いことにな
る。 そこで、無機質の短繊維をAl合金マトリツク
ス中に添加することにより、粒界での亀裂の発生
および伝播、とりわけ伝播を阻止することが可能
であることを見出した。 すなわち微細な無機質の短繊維をランダムな形
態でAl合金中に添加し、この短繊維が最終製品
のAl合金の粒界を横切るように存在させること
により、粒界を強化すると同時に、亀裂の発生お
よび伝播を抑制する働きが出るのである。とりわ
け亀裂の伝播に関しては、短繊維の表面で進展し
てきた亀裂を阻止すると同時に、応力集中を繊維
方向に分散させることにより、その後の伝播を抑
制することができる。またこのとき添加する無機
質からなる短繊維は上記の短繊維の応力腐食割れ
防止メカニズムから必ずしも一種類である必要は
ないことから一種もしくは二種以上とした。ここ
で無機質の短繊維としては、Ｃ，SiC，Si3N4，
Al2O3，Ｂ，B4Ｃ，ZrO2などからなる短繊維があ
る。 添加する短繊維を限定した理由についてのべ
る。 直径を0.1〜5μmとしたのは、直径が0.1μmより
細いと製造上短繊維を均一にマトリツクス中に分
散させることが困難になると同時に、Alとの反
応による繊維の劣化の影響が大きく現われること
になるので好ましくないからである。また、5μm
以上に太くなると添加の割に比して繊維の個数が
少なくなり、粒界を横切る繊維の数が少なくな
り、不安定破壊につながるような亀裂の発生に対
する抑制効果が小さくなる。したがつて、短繊維
の直径としては0.1〜5μmとした。長さを1.5〜
300μmとしたのは、短繊維の長さが1.5μm以下で
は繊維としての強化のメリツトが少なくなり、逆
に300μm以上では長すぎて取扱いにくくなり、製
造上支障をきたすと同時に製造時に繊維の切断も
おきやすく、長くするメリツトがなくなることに
よる。 アスペクト比（繊維長さ／繊維直径）を10〜
300としたのは、アスペクト比が10より小さいと
応力伝達が悪くなり、繊維強化のメリツトが少な
くなると同時に亀裂先端の応力集中を繊維方向に
緩和することが不可能になる。また、300以上と
なると繊維のからみ合いがひどくなり、繊維の添
加混合に際して支障をきたすようになることによ
る。 Al合金中の短繊維の体積分率を３〜40％と限
定した理由についてのべる。 短繊維の添加量は体積分率で３％以下では粒界
を横切る繊維量が少なく、臨界サイズ以上の亀裂
の発生および伝播に対する抑制効果が無い。ま
た、40％を越えると均一の添加が困難になると同
時に最終製品としてのAl合金の加工性が悪くな
る。 また添加される繊維量が多くなるため繊維同志
が接する部位が多くなり強化に対して繊維が却つ
て悪影響をおよぼすようになるので好ましくない
ことによる。 ここで本発明の耐応力腐食割れ性に優れたAl
合金の製造方法についてのべる。 短繊維の添加方法についてはいくつかの方法が
ある。溶湯含浸法は短繊維をあらかじめ圧縮成形
してプリフオームを作製しておき、これにAl合
金浴湯を高圧下で含浸させる方法で、簡便であり
最も良く利用される。圧力のかけ方はプリフオー
ムを設置したダイス中にAl合金浴湯を入れ、ポ
ンチで加圧する加圧凝固法（浴湯鍛造法）と、プ
リフオームとAl合金塊をカプセルに挿入して真
空下で熱間静水圧プレス（HIP）で等方的に加圧
する方法などがある。しかしこの方法では体積分
率の低い製品を作ることが難かしい。一方粉末法
はAl合金粉末と短繊維をあらかじめ均一に混合
した後、圧粉し、HOT PRESSもしくはHIPで
固化成形する方法である。この場合マトリツクス
となるAl合金の固相温度域で固化成形すると繊
維がAl合金粉末の境界（界面）に存在すること
が多く、粒界を横切つて混入させることが難しい
ので固液２相共存温度域もしくは液相温度域で加
圧、成形することが望ましい。 固相温度域で固化成形する場合にはその後の押
出・圧延鋳造法の塑性加工によりAl合金粉末に
塑性変形を与えて繊維の分散化を図ると同時に塑
性加工後の焼鈍によりAl合金の再結晶を起こさ
せ繊維が結晶粒界を横切つて存在させることが効
果的である。 さらに浴湯中に短繊維を直接混入する方法もあ
る。この場合繊維量を大量に混入させることは難
しく、また繊維を均一に分散させることも難しい
ので体積分率の低い場合に適している。 ［実施例 １］ 短繊維添加Al合金の製造は、第１に、第１表
に示すような成分のAA7001合金を窒素ガス雰囲
気中でアトマイズして−350メツシユのAl合金粉
末を得る。次にこの粉末を第２表に示すような実
施例であるアスペクト比60〜214の短繊維を所定
量均一混合し、その他比較例として、アスペクト
比1.5〜1.7，670〜1250の短繊維を混合し圧粉し
た後、HIPで100φ×200のビレツトを作製し
た。最後にこのビレツトを通常の方法により20φ
に熱間押出した後、7001合金で標準のT6処理を
施した。 実験方法では、これよりＣ−ring形状に切出し
加工を行ない、ステンレス鋼製ボルト、ナツトで
締めつけることにより30Kg／mm2、40Kg／mm2の所定
の応力を負荷した。この試験片を100℃の36g／
CrO3−20g／ K2Cr2O7−3g／ NaClの
クロム酸水溶液中で応力腐食割れに対する促進試
験を行なつた。 結果を第３表に示す。３表から明らかなように
本発明で求めたアスペクト比10〜300の繊維を含
有する材料は比較例のアスペクト比の材料と比較
し応力腐食割れに極めて大きな効果を持つことが
わかる。 ［実施例 ２］ 試験材料は、市販のSiCウイスカより70φ×100
の成形体（気孔率80％）を作製し浴湯鍛造法に
より重量％で約23％のSiCウイスカを含有するAl
合金を作製した。マトリツクスとなるAl合金の
成分は第４表のNo.24〜26に示す通りでAA7001，
JIS7075，AA7178のAl合金である通常の溶製法
で作製したものである。SiCウイスカを含む実施
例の成分は第４表のNo.21〜No.23に示す通りであ
る。 作製した各種Al合金は通常の方法により20φに
熱間押出し、それぞれの成分に適した熱処理条件
下でT6処理を施した。実験方法はこれからＣ−
ring形状に切出し加工を行ない、ステンレス鋼製
ボルト、ナツトで外形を締めつけ、所定の応力を
負荷した後、100℃の36g／ CrO3−30g／
K2Cr2O7−3g／ NaClのクロム酸水溶液中で
応力腐食割れに対する促進試験を行なつた。な
お、比較材としては通常の溶製法で作製したNo.24
〜26のAl合金を同様のT6処理を行ない、同一条
件下で試験した。 結果を第５表に示す。これから明らかなように
SiCウイスカを含むAl合金は試験条件下では全く
応力腐食割れを起こさず、ウイスカを含まない比
較材に比べて著しく耐応力腐食割れ性が改善され
ている。このことから無機質からなる短繊維を
Al合金中に添加することはAl合金の耐応力腐食
割れ性を向上させることが分かる。 ［実施例 ３］ 試験片は、まず第６表に示すNo.35のAA7001相
当のAl合金を窒素ガス雰囲気下でアトマイズし
て合金粉末を得る。次にこれとSiCウイスカを第
６表に示す1.9〜38.0重量％の割合で混合した粉
末を作製する。ここで混合はエチルアルコール中
であらかじめ超音波をかけながらウイスカのから
まりを解きほぐし、この中にAl合金粉末を均一
混合する方法を採用した。その後、乾燥させた混
合粉末を圧粉し、HIPで固液２相共存温度域まで
加熱後500気圧で加圧した後冷却させて70φ×100
のビレツトとした。 このビレツトを常法で20φに熱間押出し、
AA7001合金に対する熱処理条件でT6処理を行な
つた。なお比較材としては溶製法で作製した
AA7001合金を同一条件で押出し熱処理を行なつ
たものを供試材とした。 実験はこれらの供試材よりＣ−ringを作製し、
実施例１と同様にクロム酸促進液による応力腐食
割れ試験を行なつた。結果を第７表に示す。SiC
ウイスカが添加されることにより耐応力腐食割れ
性が改善され、特に10％以上のウイスカを含有す
る場合には試験条件下では全く割れは発生しなか
つた。 No.27のように1.9％と低含有量の場合にも応力
腐食割れに対する改善効果は見られるものの著し
い効果ではない。 ［実施例 ４］ 試験片は、まずJIS5083相当（成分は第８表の
No.41に示す）の鋳塊より窒素ガス雰囲気中でガス
アトマイズすることにより合金粉末を得る。次に
これを実施例２に示したのと同様な製法にて第８
表に示す種々のSiCおよびSi3N4を含有する合金
を作製し、通常の方法にて20φに熱間押出した素
材によりＣ−ringを作製した。 実験方法はこの供試材に所定の応力を負荷した
後、3.5％NaClの水溶液中にて供試材を陽極とし
て40mA／inch2の電流を流す陽分極法にて応力
腐食割れの促進試験を行なつた。比較は、通常の
溶製法で作製したNo.21に示すJIS5083相当合金を
用いて同一条件で行なつた。 結果を第９表に示す。本実施例合金は比較例に
比べて耐応力腐食割れ性が改善されているのが明
らかである。 ［実施例 ５］ 試験片は、まずJIS2024およびJIS7075相当合金
（第10表のNo.50およびNo.51）の鋳塊を窒素雰囲気
中でガスアトマイズして合金粉を作製する。次に
この合金粉と第10表に示す10.1〜20.2％の割合の
SiCおよびSi3N4ウイスカを混合し、HIPによる
固化成形を行なつた後20φに熱間押出した。 実験はそれぞれの合金種に合つたT6処理を施
した後Ｃ−ringを作製し、所定応力を負荷後、
3.5％の食塩水における30日間の交互浸漬法によ
り応力腐食割れの促進試験を行なつた。比較材に
は通常の溶製法により作製したNo.50およびNo.51を
用いた。 結果を第11表に示す。本実施例においては耐応
力腐食割れ性に対する改善効果は顕著である。 （発明の効果） 本発明は以上のように構成したので、耐応力腐
食割れ性の優れたハロゲンもしくは水素原子が存
在する腐食環境下用Al合金が得られる。より具
体的には、例えば、船舶構築材、潜水艦用材、海
洋構造物材などのハロゲンもしくは水素原子が存
在する腐食環境下用耐応力腐食割れ性の優れた
Al合金が得られる。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
×印は割れが起きたことを示す
数字は時間(分)を示す
数字は時間(分)を示す
【表】
【表】
【表】
×印は割れが起きたことを示す。
添字の数字は時間(分)を示す。
添字の数字は時間(分)を示す。
【表】
【表】
×印は割れが起きたことを示す。
添字の数字は時間(分)を示す。
添字の数字は時間(分)を示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
○印は割れ発生のないことを示す。
×印は割れが起きたことを示す。
×印は割れが起きたことを示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 直径が0.1〜5μm、長さが1.5〜300μmでアス
ペクト比（繊維の長さ／直径）10〜300である無
機質の短繊維を合計で体積分率３〜40％の割合で
配合したことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優
れたハロゲンもしくは水素原子が存在する腐食環
境下用Al合金。 ２ 短繊維がウイスカーである特許請求の範囲第
１項記載の耐応力腐食割れ性に優れたハロゲンも
しくは水素原子が存在する腐食環境下用Al合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20846085A JPS6267131A (ja) | 1985-09-19 | 1985-09-19 | 耐応力腐食割れ性に優れたａ１合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20846085A JPS6267131A (ja) | 1985-09-19 | 1985-09-19 | 耐応力腐食割れ性に優れたａ１合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6267131A JPS6267131A (ja) | 1987-03-26 |
| JPH0588295B2 true JPH0588295B2 (ja) | 1993-12-21 |
Family
ID=16556553
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20846085A Granted JPS6267131A (ja) | 1985-09-19 | 1985-09-19 | 耐応力腐食割れ性に優れたａ１合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6267131A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4690279B2 (ja) * | 2006-09-22 | 2011-06-01 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金材の耐応力腐食割れ性の評価方法 |
| JP2008281301A (ja) * | 2007-05-14 | 2008-11-20 | Fujitsu General Ltd | 空気調和機の室外機 |
-
1985
- 1985-09-19 JP JP20846085A patent/JPS6267131A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6267131A (ja) | 1987-03-26 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |